JPH0798976B2 - 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 - Google Patents
鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法Info
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- JPH0798976B2 JPH0798976B2 JP61019192A JP1919286A JPH0798976B2 JP H0798976 B2 JPH0798976 B2 JP H0798976B2 JP 61019192 A JP61019192 A JP 61019192A JP 1919286 A JP1919286 A JP 1919286A JP H0798976 B2 JPH0798976 B2 JP H0798976B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製
造方法に関する。
造方法に関する。
方向性電磁鋼板は主にトランスその他の電気機器の鉄心
材料に使用されているもので、磁気特性として励磁特性
と鉄損特性が良好でなくてはならない。
材料に使用されているもので、磁気特性として励磁特性
と鉄損特性が良好でなくてはならない。
この方向性電磁鋼板は通常２次再結晶現象を利用して、
鋼板面に｛110｝面、圧延方向に〈001〉軸をもったいわ
ゆるゴス方位を発達させることによって得られている。
良好な磁気特性を得るには磁化容易軸の〈001〉軸を圧
延方向に高度に揃えることが重要である。この他に板
厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度等も磁
気特性に大きな影響を及ぼす。
鋼板面に｛110｝面、圧延方向に〈001〉軸をもったいわ
ゆるゴス方位を発達させることによって得られている。
良好な磁気特性を得るには磁化容易軸の〈001〉軸を圧
延方向に高度に揃えることが重要である。この他に板
厚、結晶粒度、固有抵抗、表面被膜、鋼板の純度等も磁
気特性に大きな影響を及ぼす。
一方向性電磁鋼板の方向性はAIN,MnSをインヒビターと
して利用した強圧下最終冷延を特徴とする方法により大
巾に向上し、それにともなって鉄損特性も大巾に向上し
てきた。
して利用した強圧下最終冷延を特徴とする方法により大
巾に向上し、それにともなって鉄損特性も大巾に向上し
てきた。
近年、エネルギー価格の高騰を背景とし、トランスメー
カーは省エネルギータイプトランス用の素材として低鉄
損材への指向を一段と強めている。
カーは省エネルギータイプトランス用の素材として低鉄
損材への指向を一段と強めている。
鉄損を低減するにはSi含有量を多くしたり、鋼板の板厚
を薄くすることが有効であることが以前から知られてい
る。ところがSi含有量が多くなると鋼板は脆化し、冷延
が困難になるという問題がある。鋼板の板厚を薄くする
と渦電流損が減少するが、しかし一般に、方向性電磁鋼
板は仕上板厚が例えば0.28mm以下と薄くなると仕上焼鈍
において２次再結晶の発現が不安定となり、線状細粒あ
るいは全面細粒が生じ磁気特性不良が生じることがあ
る。
を薄くすることが有効であることが以前から知られてい
る。ところがSi含有量が多くなると鋼板は脆化し、冷延
が困難になるという問題がある。鋼板の板厚を薄くする
と渦電流損が減少するが、しかし一般に、方向性電磁鋼
板は仕上板厚が例えば0.28mm以下と薄くなると仕上焼鈍
において２次再結晶の発現が不安定となり、線状細粒あ
るいは全面細粒が生じ磁気特性不良が生じることがあ
る。
この安定化を図るための種々検討がなされている。例え
ば特開昭58-217630号公報では珪素鋼スラブ中にSn,Cuを
添加し、インヒビターを微細に析出させ２次再結晶の発
現を安定化し、薄手の方向性電磁鋼板を得ることが示さ
れている。また特開昭59-70723号公報では仕上板厚に冷
延後の脱炭焼鈍にあたって、予備焼鈍を行ない次いで脱
炭焼鈍することが提案されている。
ば特開昭58-217630号公報では珪素鋼スラブ中にSn,Cuを
添加し、インヒビターを微細に析出させ２次再結晶の発
現を安定化し、薄手の方向性電磁鋼板を得ることが示さ
れている。また特開昭59-70723号公報では仕上板厚に冷
延後の脱炭焼鈍にあたって、予備焼鈍を行ない次いで脱
炭焼鈍することが提案されている。
これらによって、仕上焼鈍において２次再結晶の発現が
安定化され、鉄損の低い薄手の方向性電磁鋼板が製造さ
れるようになっている。
安定化され、鉄損の低い薄手の方向性電磁鋼板が製造さ
れるようになっている。
ところで、方向性電磁鋼板の製造コストの低下、歩留り
向上、生産性の向上等のために、珪素鋼スラブは連続鋳
造にて製造される。該スラブは、熱間圧延に先立ってAl
N,MnS,MnSe等のインヒビターを形成する成分を鋼中に固
溶させるために、高温例えば1250〜1450℃の温度に加熱
される。インヒビターの作用を十分に奏させるにはスラ
ブ加熱において十分に熟熱することが重要であるが、こ
の加熱において一方では連続鋳造されたスラブは鋳込み
とその後の冷却の特長から結晶粒が粗大化し、特にスラ
ブの中心層に（100）繊維方位をもつ粗大化粒が生じる
ことがある。係かる珪素鋼スラブを素材として方向性電
磁鋼板を製造するさいにはスラブの予備圧延などの対策
を講じても、線状細粒が生じたり鋼板の長手方向におい
て磁気特性がバラツキ、例えばコイルの先端部、後端部
で劣化することがある。
向上、生産性の向上等のために、珪素鋼スラブは連続鋳
造にて製造される。該スラブは、熱間圧延に先立ってAl
N,MnS,MnSe等のインヒビターを形成する成分を鋼中に固
溶させるために、高温例えば1250〜1450℃の温度に加熱
される。インヒビターの作用を十分に奏させるにはスラ
ブ加熱において十分に熟熱することが重要であるが、こ
の加熱において一方では連続鋳造されたスラブは鋳込み
とその後の冷却の特長から結晶粒が粗大化し、特にスラ
ブの中心層に（100）繊維方位をもつ粗大化粒が生じる
ことがある。係かる珪素鋼スラブを素材として方向性電
磁鋼板を製造するさいにはスラブの予備圧延などの対策
を講じても、線状細粒が生じたり鋼板の長手方向におい
て磁気特性がバラツキ、例えばコイルの先端部、後端部
で劣化することがある。
とくに板厚0.28mm以下の薄手方向性電磁鋼板を製造する
場合には、鋼板表面に存在するゴス方位核発生領域が薄
く、またインヒビターの作用も弱化の傾向があり、磁気
特性のすぐれたものを安定して製造することが難しい。
場合には、鋼板表面に存在するゴス方位核発生領域が薄
く、またインヒビターの作用も弱化の傾向があり、磁気
特性のすぐれたものを安定して製造することが難しい。
そもそも、一方向性電磁鋼板の二次再結晶は、一次再結
晶粒のうちの好ましい粒（GOSS方位粒）を選択的に成長
させるものであり、これは、主に一次再結晶粒の集合組
織と鋼の温度履歴に強く関係する仕上げ焼鈍時のインヒ
ビターの分解状況に大きく依存する。特に二次再結晶の
安定しにくい薄手材（0.28mm以下）では、生産性向上等
のために仕上げ焼鈍での昇温速度を上げると、昇温中で
のインヒビターの分解が遅くなり、GOSS粒方位の発現が
充分に行なわれずに、良好な磁気特性が得られない。
晶粒のうちの好ましい粒（GOSS方位粒）を選択的に成長
させるものであり、これは、主に一次再結晶粒の集合組
織と鋼の温度履歴に強く関係する仕上げ焼鈍時のインヒ
ビターの分解状況に大きく依存する。特に二次再結晶の
安定しにくい薄手材（0.28mm以下）では、生産性向上等
のために仕上げ焼鈍での昇温速度を上げると、昇温中で
のインヒビターの分解が遅くなり、GOSS粒方位の発現が
充分に行なわれずに、良好な磁気特性が得られない。
本発明は鉄損が低い薄手の高磁束密度の方向性電磁鋼板
を仕上げ焼鈍の昇温速度の大きい場合でも安定して製造
することを目的とする。その要旨はC:0.030〜0.100％,S
i:2.5〜4.0％,Mn:0.02〜0.20％,SあるいはSeの少なくと
も１種を0.01〜0.05％含有し、またはさらに酸可溶Al:
0.015〜0.050％,N:0.0040〜0.0100％を含有する珪素鋼
スラブを熱延し、１回以上の焼鈍と、１回以上の冷延に
より0.28mm以下の最終板厚とし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤を塗布し仕上焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、１回目の冷延前に、700〜1200℃に加熱し、黒化
点温度以下に平均15℃／秒以上の冷却速度で冷却する結
晶組織改善焼鈍を行い、仕上げ焼鈍での800〜1150℃の
間の加熱速度を15〜25℃／時間とすることを特徴とする
鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に
ある。
を仕上げ焼鈍の昇温速度の大きい場合でも安定して製造
することを目的とする。その要旨はC:0.030〜0.100％,S
i:2.5〜4.0％,Mn:0.02〜0.20％,SあるいはSeの少なくと
も１種を0.01〜0.05％含有し、またはさらに酸可溶Al:
0.015〜0.050％,N:0.0040〜0.0100％を含有する珪素鋼
スラブを熱延し、１回以上の焼鈍と、１回以上の冷延に
より0.28mm以下の最終板厚とし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離
剤を塗布し仕上焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法にお
いて、１回目の冷延前に、700〜1200℃に加熱し、黒化
点温度以下に平均15℃／秒以上の冷却速度で冷却する結
晶組織改善焼鈍を行い、仕上げ焼鈍での800〜1150℃の
間の加熱速度を15〜25℃／時間とすることを特徴とする
鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法に
ある。
以下に、本発明について詳細に説明する。
本発明において出発素材である珪素鋼スラブの鋼成分に
ついて述べる。
ついて述べる。
Ｃはその含有量が少なくなると二次再結晶が不良となる
ので0.030％以上とする。一方、0.100％を超えると脱炭
不良となり、磁気特性を劣化する。
ので0.030％以上とする。一方、0.100％を超えると脱炭
不良となり、磁気特性を劣化する。
Siは2.5％未満では固有抵抗が低く、低鉄損が得られな
い。一方4.0％を超えると冷延性が著しく劣化する。
い。一方4.0％を超えると冷延性が著しく劣化する。
MnはＳまたはSeと結合し、インヒビターとしてMnSまた
はMnSeを形成させるために必要な成分である。適切なイ
ンヒビター効果を奏するためにはMnを0.02〜0.20％含有
する必要がある。前記範囲を外れると２次再結晶が不安
定となる。ＳまたはSeは0.01％未満では十分なインヒビ
ター効果が得られず、一方0.05％を超えると純化に要す
る時間が長くなり好ましくない。このＳとSeは少なくと
も一種が含有されていればよい。
はMnSeを形成させるために必要な成分である。適切なイ
ンヒビター効果を奏するためにはMnを0.02〜0.20％含有
する必要がある。前記範囲を外れると２次再結晶が不安
定となる。ＳまたはSeは0.01％未満では十分なインヒビ
ター効果が得られず、一方0.05％を超えると純化に要す
る時間が長くなり好ましくない。このＳとSeは少なくと
も一種が含有されていればよい。
または、さらに酸可溶Al（以下にSolAlという）および
ＮはインヒビターとしてのAlNを形成するために必要な
成分であり、SolAlは0.015％未満では鋼板の方向性が劣
り、0.050％を超えると２次再結晶が不安定となる。Ｎ
は0.0040％未満では二次再結晶が不安定となり、0.0100
％を超えるとブリスターが発生する。
ＮはインヒビターとしてのAlNを形成するために必要な
成分であり、SolAlは0.015％未満では鋼板の方向性が劣
り、0.050％を超えると２次再結晶が不安定となる。Ｎ
は0.0040％未満では二次再結晶が不安定となり、0.0100
％を超えるとブリスターが発生する。
インヒビター形成元素としてはこれらの他に、0.4％以
下のSn,Sb,As,Bi,Cu,Cr,Mo,Wの１種または２種以上が必
要に応じて含有される。これらの前記上限値は、その含
有量が多くなると２次再結晶の成長が阻害されるので、
これを防ぐために定められたものである。
下のSn,Sb,As,Bi,Cu,Cr,Mo,Wの１種または２種以上が必
要に応じて含有される。これらの前記上限値は、その含
有量が多くなると２次再結晶の成長が阻害されるので、
これを防ぐために定められたものである。
前記成分を含む珪素鋼スラブを所定温度例えば1250〜14
50℃に加熱し、熱延する。ところで、珪素鋼スラブは歩
留り向上、製造コストの低減などのために連続鋳造によ
り製造されるが、該珪素鋼スラブはインヒビター例えば
AlN,MnS等を形成する成分を鋼に十分に固溶させるため
に前記加熱が行われる。この加熱により連続鋳造製の珪
素鋼スラブは結晶粒が粗大化し、この粗大化の影響は熱
延された熱延板においても当然残り、粗大延伸粒が存在
する。これは仕上焼鈍後の鋼板の磁気特性を劣化させる
一因となり、また鋼板の長手方向においての磁気特性の
バラツキをもたらす。
50℃に加熱し、熱延する。ところで、珪素鋼スラブは歩
留り向上、製造コストの低減などのために連続鋳造によ
り製造されるが、該珪素鋼スラブはインヒビター例えば
AlN,MnS等を形成する成分を鋼に十分に固溶させるため
に前記加熱が行われる。この加熱により連続鋳造製の珪
素鋼スラブは結晶粒が粗大化し、この粗大化の影響は熱
延された熱延板においても当然残り、粗大延伸粒が存在
する。これは仕上焼鈍後の鋼板の磁気特性を劣化させる
一因となり、また鋼板の長手方向においての磁気特性の
バラツキをもたらす。
これらを改善するために１回目の冷延を行う前に熱延板
を700〜1200℃の温度に加熱し、黒化点温度以下に平均1
5℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶組織改善焼鈍を
行う。熱延のままの鋼板には加工による繊維組織が点在
して残存している。焼鈍で、繊維組織を少なくとも部分
的に再結晶させまた炭化物を若干微細にすることにより
結晶組織を改善する。700℃以上の温度に加熱するの
は、700℃未満の温度では磁気特性の改善がなされずま
た1200℃超ではインヒビターが分解し、２次再結晶が不
良となるからである。本発明での重要な一つの要件はこ
の焼鈍における冷却条件であるが、これを実験結果を示
す第１図、第２図を参照して述べる。この実験ではC:0.
082％,Si:3.25％,Mn:0.075％,S:0.024％,SolAl:0.026
％,N:0.0083％含む珪素鋼スラブを1400℃に加熱し、2.3
mmに熱延した。次いで熱延板を温度1000℃（保持時間90
秒）に加熱し、その後の冷却速度を変えて冷却した。そ
の後、冷延し、焼鈍し、冷延して板厚0.20mmとし、仕上
焼鈍は加熱速度を種々に変えて加熱し1200℃で行ない、
鉄損値Ｗ17/50と磁束密度Ｂ10の測定し、その結果を第
１図、第２図に示す。この図から明らかなように、冷却
速度が速くなり平均冷却速度が15℃／秒以上になると鉄
損は低下し、磁束密度は優れてくる。また仕上焼鈍にお
ける加熱速度の変化の影響が弱くなり、鋼板の長手方向
における磁気特性のバラツキの解消が図られるのに他な
らない作用効果を奏する。
を700〜1200℃の温度に加熱し、黒化点温度以下に平均1
5℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶組織改善焼鈍を
行う。熱延のままの鋼板には加工による繊維組織が点在
して残存している。焼鈍で、繊維組織を少なくとも部分
的に再結晶させまた炭化物を若干微細にすることにより
結晶組織を改善する。700℃以上の温度に加熱するの
は、700℃未満の温度では磁気特性の改善がなされずま
た1200℃超ではインヒビターが分解し、２次再結晶が不
良となるからである。本発明での重要な一つの要件はこ
の焼鈍における冷却条件であるが、これを実験結果を示
す第１図、第２図を参照して述べる。この実験ではC:0.
082％,Si:3.25％,Mn:0.075％,S:0.024％,SolAl:0.026
％,N:0.0083％含む珪素鋼スラブを1400℃に加熱し、2.3
mmに熱延した。次いで熱延板を温度1000℃（保持時間90
秒）に加熱し、その後の冷却速度を変えて冷却した。そ
の後、冷延し、焼鈍し、冷延して板厚0.20mmとし、仕上
焼鈍は加熱速度を種々に変えて加熱し1200℃で行ない、
鉄損値Ｗ17/50と磁束密度Ｂ10の測定し、その結果を第
１図、第２図に示す。この図から明らかなように、冷却
速度が速くなり平均冷却速度が15℃／秒以上になると鉄
損は低下し、磁束密度は優れてくる。また仕上焼鈍にお
ける加熱速度の変化の影響が弱くなり、鋼板の長手方向
における磁気特性のバラツキの解消が図られるのに他な
らない作用効果を奏する。
従って本発明では平均15℃／秒以上の速度で冷却する。
その冷却は熱延板の黒化点温度以下まで行う。この冷却
終了の温度が高いと磁気特性は向上しないので黒化点以
下とする。
その冷却は熱延板の黒化点温度以下まで行う。この冷却
終了の温度が高いと磁気特性は向上しないので黒化点以
下とする。
加熱時間は限定する必要はないが、30秒〜30分程度にす
ればよい。
ればよい。
１回目の冷延は例えば圧下率10〜80％で行う。この圧下
率が10％未満では粗大化延伸粒が残存し、また80％超で
は二次再結晶が不安定化し磁気特性が劣化する。好まし
い１回目の圧下率は10〜50％である。その後、インヒビ
ターを微細にして分散析出させるため焼鈍が行われる。
あるいは中間焼鈍が行われる。
率が10％未満では粗大化延伸粒が残存し、また80％超で
は二次再結晶が不安定化し磁気特性が劣化する。好まし
い１回目の圧下率は10〜50％である。その後、インヒビ
ターを微細にして分散析出させるため焼鈍が行われる。
あるいは中間焼鈍が行われる。
冷延は所定の最終板厚0.28mm以下にするために行われ
る。
る。
次いで脱炭焼鈍されMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗
布し、800〜1150℃を15〜25℃／時間で昇温して仕上げ
焼鈍される。これらの条件の限定理由を述べる。
布し、800〜1150℃を15〜25℃／時間で昇温して仕上げ
焼鈍される。これらの条件の限定理由を述べる。
仕上げ焼鈍においては800℃未満では、粒成長はほとん
ど起こらない。また800℃未満でインヒビターの形態変
化は生じない、また1150℃は、二次再結晶開始温度の上
限であるので、この焼鈍の条件の特定は、800〜1150℃
の温度範囲において行えば十分である。
ど起こらない。また800℃未満でインヒビターの形態変
化は生じない、また1150℃は、二次再結晶開始温度の上
限であるので、この焼鈍の条件の特定は、800〜1150℃
の温度範囲において行えば十分である。
昇温速度の上限値25℃／時間は、実際の工業生産での箱
型焼鈍炉では5t以上のコイル状の鋼板を焼鈍するのであ
り、これを越えての昇温は設備的には不可能であること
から決定した。下限値の15℃／時間はこの昇温速度以上
で、第１図、第２図に示される様に、本願発明の熱延板
焼鈍の冷却速度とすることの効果が顕著に現わることか
ら決定した。この様な効果が得られることの理由は定か
ではないが、二次再結晶直前の集合組織が改善され、二
次再結晶における良好なGOSS方位粒の成長のインヒビタ
ー分解への依存性が減少するためと推定される。
型焼鈍炉では5t以上のコイル状の鋼板を焼鈍するのであ
り、これを越えての昇温は設備的には不可能であること
から決定した。下限値の15℃／時間はこの昇温速度以上
で、第１図、第２図に示される様に、本願発明の熱延板
焼鈍の冷却速度とすることの効果が顕著に現わることか
ら決定した。この様な効果が得られることの理由は定か
ではないが、二次再結晶直前の集合組織が改善され、二
次再結晶における良好なGOSS方位粒の成長のインヒビタ
ー分解への依存性が減少するためと推定される。
更に必要に応じて、その後、絶縁コーティング処理と平
坦化焼鈍が行われる。
坦化焼鈍が行われる。
次に実施例を述べる。
実施例１ C:0.082％,Si:3.23％,Mn:0.080％,S:0.026％,SolAl:0.0
26％,N:0.0084％,Sn:0.12％,Cu:0.072％を含む珪素鋼ス
ラブを熱延した板厚2.3mmの熱延板を1000℃で90秒焼鈍
後、冷却開始から黒化点までの平均冷却速度を（Ａ）25
℃／秒、（Ｂ）20℃／秒、（Ｃ）15℃／秒、（Ｄ）13℃
／秒として冷却し、次いで板厚1.45mmに冷延した。その
後1125℃で10秒、900℃で90秒焼鈍後急冷し、温間圧延
で0.195mmとした。得られた冷延板を公知の方法で脱炭
焼鈍しMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕
上げ焼鈍を行なった。次いでリン酸と無水クロム酸を主
成分とする張力コーティングを施して一方向性電磁鋼板
を得た。この時の仕上げ焼鈍時の最冷点と、最外周、最
内周の鉄損Ｗ17/50、磁束密度Ｂ10を測定し、その結果
を第１表に示す。
26％,N:0.0084％,Sn:0.12％,Cu:0.072％を含む珪素鋼ス
ラブを熱延した板厚2.3mmの熱延板を1000℃で90秒焼鈍
後、冷却開始から黒化点までの平均冷却速度を（Ａ）25
℃／秒、（Ｂ）20℃／秒、（Ｃ）15℃／秒、（Ｄ）13℃
／秒として冷却し、次いで板厚1.45mmに冷延した。その
後1125℃で10秒、900℃で90秒焼鈍後急冷し、温間圧延
で0.195mmとした。得られた冷延板を公知の方法で脱炭
焼鈍しMgOを主成分とする焼鈍分離剤を塗布した後、仕
上げ焼鈍を行なった。次いでリン酸と無水クロム酸を主
成分とする張力コーティングを施して一方向性電磁鋼板
を得た。この時の仕上げ焼鈍時の最冷点と、最外周、最
内周の鉄損Ｗ17/50、磁束密度Ｂ10を測定し、その結果
を第１表に示す。
実施例２ C:0.048％,Si:3.25％,Mn:0.059％,S:0.027％,N:0.0040
％,Cu:0.16％を含む珪素鋼スラブを2.1mmの板厚に熱延
した熱延板を、980℃で120秒焼鈍後、冷却開始から黒化
点までの冷速（Ａ）25℃／秒、（Ｂ）20℃／秒、（Ｃ）
10℃／秒として冷却し、次いで0.64mmの厚みに冷延し
た。その後980℃で90秒の中間焼鈍を行い0.23m/mの厚み
に最終冷延をした。
％,Cu:0.16％を含む珪素鋼スラブを2.1mmの板厚に熱延
した熱延板を、980℃で120秒焼鈍後、冷却開始から黒化
点までの冷速（Ａ）25℃／秒、（Ｂ）20℃／秒、（Ｃ）
10℃／秒として冷却し、次いで0.64mmの厚みに冷延し
た。その後980℃で90秒の中間焼鈍を行い0.23m/mの厚み
に最終冷延をした。
得られた冷延板を公知の方法で脱炭焼鈍、焼鈍分離剤を
塗布し仕上焼鈍、矯正焼鈍を行い、コーティングを施し
て製品を得た。
塗布し仕上焼鈍、矯正焼鈍を行い、コーティングを施し
て製品を得た。
このときの仕上げ焼鈍時の最冷点と、最外周、最内周の
鉄損Ｗ17/50、磁束密度Ｂ10を測定し、その結果を第２
表に示す。
鉄損Ｗ17/50、磁束密度Ｂ10を測定し、その結果を第２
表に示す。
〔効果〕 本発明によると実施例からも明らかなように、鉄損が低
く、磁束密度がすぐれ、またそれらの特性はコイル内に
おいてのバラツキが少なく、薄手高磁束密度方向性電磁
鋼板が安定して製造される作用効果がある。
く、磁束密度がすぐれ、またそれらの特性はコイル内に
おいてのバラツキが少なく、薄手高磁束密度方向性電磁
鋼板が安定して製造される作用効果がある。
第１図は本発明において熱延板の結晶粒組織改善焼鈍の
冷却速度が鉄損に及ぼす影響を調査した一実験結果を示
すグラフである。 第２図は熱延板の結晶粒組織改善焼鈍の冷却速度が磁束
密度に及ぼす影響を調査した一実験結果を示すグラフで
ある。
冷却速度が鉄損に及ぼす影響を調査した一実験結果を示
すグラフである。 第２図は熱延板の結晶粒組織改善焼鈍の冷却速度が磁束
密度に及ぼす影響を調査した一実験結果を示すグラフで
ある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ▲吉▼冨 康成 福岡県北九州市八幡東区枝光１−１−１ 新日本製鐵株式会社第３技術研究所内 (56)参考文献 特公 昭46−23820（ＪＰ，Ｂ１) 特公 昭59−48934（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％でC:0.030〜0.100％,Si:2.5〜4.0
％,Mn:0.02〜0.20％,SあるいはSeの少なくとも１種を0.
01〜0.05％含有し、またはさらに酸可溶Al:0.015〜0.05
0％,N:0.0040〜0.0100％を含有する珪素鋼スラブを熱延
し、１回以上の焼鈍と１回以上の冷延により0.28mm以下
の最終板厚とし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗布し、仕
上焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法において、１回目
の冷延前に、700〜1200℃に加熱し、黒化点温度以下に
平均15℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶粒組織改善
焼鈍を行い、仕上げ焼鈍での800〜1150℃の間の加熱速
度を15〜25℃／時間とすることを特徴とする鉄損の低い
薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％でC:0.030〜0.100％,Si:2.5〜4.0
％,Mn:0.02〜0.20％,SあるいはSeの少なくとも１種を0.
01〜0.05％含有し、またはさらに酸可溶Al:0.015〜0.05
0％,N:0.0040〜0.0100％と、0.4％以下のSn,Sb,As,Bi,C
u,Cr,Mo,Wの１種または２種以上を含有する珪素鋼スラ
ブを熱延し、１回以上の焼鈍と１回以上の冷延により0.
28mm以下の最終板厚とし、脱炭焼鈍し、焼鈍分離剤を塗
布し、仕上焼鈍する方向性電磁鋼板の製造方法におい
て、１回目の冷延前に、700〜1200℃に加熱し、黒化点
温度以下に平均15℃／秒以上の冷却速度で冷却する結晶
粒組織改善焼鈍を行い、仕上げ焼鈍での800〜1150℃間
の加熱速度を15〜25℃／時間とすることを特徴とする鉄
損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61019192A JPH0798976B2 (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61019192A JPH0798976B2 (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180015A JPS62180015A (ja) | 1987-08-07 |
| JPH0798976B2 true JPH0798976B2 (ja) | 1995-10-25 |
Family
ID=11992478
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61019192A Expired - Fee Related JPH0798976B2 (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 鉄損の低い薄手高磁束密度方向性電磁鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0798976B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
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| KR100435479B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 피막특성이 우수한 저온 슬라브가열 방향성전기강판제조방법 |
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-
1986
- 1986-02-01 JP JP61019192A patent/JPH0798976B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPS62180015A (ja) | 1987-08-07 |
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